Холодная пластическая деформация реального кристалла

Реальный кристалл отличается от идеального наличием структурных несовершенств — дефектов строения, нарушающих периодичность расположения атомов в кристаллической решетке. Различают дефекты: точечные, линейные и поверхностные. Размеры точечных дефектов близки к межатомному расстоянию. У линейных дефектов длина на несколько порядков больше ширины, у поверхностных дефектов мала толщина, а ширина и длина больше ее на несколько порядков.

К точечным дефектам относятся: свободные места в узлах кристаллической решетки (вакансии); атомы, сместившиеся из узлов кристаллической решетки в межузельные промежутки (дислоцированные атомы); атомы других элементов, находящиеся как в узлах, так и в междоузлиях кристаллической решетки.

Вакансии и дислоцированные атомы могут появляться вследствие тепловых движений атомов. При комнатной температуре концентрация вакансий сравнительно невелика и составляет около 1 на 1018 атомов, но резко повышается при нагреве, особенно вблизи температуры плавления. Точечные дефекты не закреплены в определенных объемах металла, они непрерывно перемещаются в кристаллической решетке в результате диффузии.

К линейным относятся краевые и винтовые дислокации.

Сдвинем часть идеального кристалла на одно межатомное расстояние, например, влево (рис. 4.6, а). В таком случае в верхних рядах кристалла оказалось на один атом больше, чем в нижних, и образовалась лишняя плоскость abed (экстраплоскость 1).

Линия, перпендикулярная направлению сдвига кристалла, является краем экстраплоскости. Она называется линейной краевой дислокацией и может достигать многих тысяч межатомных расстояний.

Разрежем кристалл плоскостью 2, и часть его сдвинем вверх на одно межатомное расстояние (рис. 4.6, б). Горизонтальные атомные плоскости изогнутся, и край каждой плоскости сомкнется с краем ближайшей соседней плоскости. Расположение атомов в сдвинутой (eftg) и несдвинутой части (eqnm) даст винтовую линию. На рисунке 4.6, в светлыми кружками обозначены атомы сдвинутой части, черными — несдвинутой. Линия W—U представляет собой винтовую дислокацию, при наличии которой кристалл как бы состоит из закрученных по винту кристаллографических плоскостей.

Краевые (я) и винтовые (б, в) дислокации

Рис. 4.6. Краевые (я) и винтовые (б, в) дислокации:

1 — экстраплоскость; 2 — плоскость сдвига

Вблизи линии дислокации атомы смещены со своих мест и кристаллическая решетка искажена, что вызывает образование поля напряжений: выше линии дислокации решетка сжата, а ниже растянута.

Наиболее важным изменением внутреннего строения кристаллов при деформировании металла является увеличение плотностей дислокаций р (отношение суммарной длины дислокаций к объему металла). У отожженного поликристаллического металла плотность дислокаций составляет 106—10s см~2, а при сильной деформации р возрастает до 10й—1012 см~2, т.е. увеличивается на пять — шесть порядков.

Скольжение в реальном кристалле осуществляется в результате перемещения в дислокации (рис. 4.7). При действии вдоль плоскости скольжения касательных напряжений в направлении, указанном стрелкой, атомы вблизи ядра дислокаций перемещаются справа налево (1 -> 2; 3^4; 5^ 6; 7 -> 8; 9 -> 10; 11 -> 12; 13^ 14; 15^ 16; 17-> 18) на расстояния, значительно меньшие межатомных. Смещение атомов происходит не только в плоскости чертежа, но и во всех атомных слоях, параллельных этой плоскости.

Схема движения дислокации

Рис. 4.7. Схема движения дислокации:

1—16 — перемещение атомов, М—М — плоскость скольжения

Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки единичного сдвига на поверхности кристалла

Рис. 4.8. Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки единичного сдвига на поверхности кристалла:

а — краевая дислокация в кристаллической структуре; б, в — перемещение дислокации на одно и два межатомных расстояния в решетке под воздействием влияния приложенного напряжения (т); г — выход дислокации на поверхность и появление плоскости сдвига М—М

Перемещение дислокаций в плоскости скольжения через весь кристалл приводит к сдвигу соответствующей части кристалла на одно межплоскостное расстояние (рис. 4.8) с образованием на поверхности кристалла ступеньки.

В процессе деформации возникают новые дислокации по механизму Франка — Рида (рис. 4.9). Под действием касательных напряжений закрепленная дислокация выгибается (рис. 4.3, позиции 1—3). Затем происходит самопроизвольное распространение изогнутой дислокации в две спирали, при встрече которых возникает расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации (рис. 4.3, позиции 4—6). Отрезок распрямляется, занимает исходное положение (рис. 4.3, позиция 7), и цикл образования дислокаций повторяется. Один источник Франка — Рида может образовать сотни дислокаций.

Последовательность образования (этапы 1-7) новой дислокации при действии источника Франка - Рида

Рис. 4.9. Последовательность образования (этапы 1-7) новой дислокации при действии источника Франка - Рида

Таким образом, упрочнение металлов при деформации определяется повышением плотности дислокаций до 10й—1012 см~2 вместо 106—108 см~2 до деформации.

Упругие поля дислокаций взаимодействуют между собой, при этом расположенные в одной плоскости скольжения дислокации одного знака отталкиваются одна от другой, а дислокации разного знака — притягиваются и при сближении взаимно уничтожаются (аннигиляция).

 
Посмотреть оригинал